JPH0647694B2 - 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 - Google Patents
加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法Info
- Publication number
- JPH0647694B2 JPH0647694B2 JP61192107A JP19210786A JPH0647694B2 JP H0647694 B2 JPH0647694 B2 JP H0647694B2 JP 61192107 A JP61192107 A JP 61192107A JP 19210786 A JP19210786 A JP 19210786A JP H0647694 B2 JPH0647694 B2 JP H0647694B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- phase
- martensite
- steel
- stainless steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ＜技術分野＞ 本発明は加工性に優れ溶接軟化抵抗を有する高強度ステ
ンレス鋼に関する。
ンレス鋼に関する。
＜従来技術とその問題点＞ 既存の高強度ステンレス鋼は、(1)マルテンサイト系ス
テンレス鋼、(2)加工硬化型オーステナイト系ステンレ
ス鋼、(3)析出硬化型ステンレス鋼に大別される。
テンレス鋼、(2)加工硬化型オーステナイト系ステンレ
ス鋼、(3)析出硬化型ステンレス鋼に大別される。
マルテンサイト系ステンレス鋼は主にFe-Cr-Cからな
り、焼入れ温度（９００〜１１００℃であるが、Ｃｒ、
Ｃの含有量によって変る）領域では実質的にオーステナ
イト単相であるが、マルテンサイト変態開始点（Ｍｓ
点）が室温以上にあって、いわゆる「焼の入る」鋼であ
る。
り、焼入れ温度（９００〜１１００℃であるが、Ｃｒ、
Ｃの含有量によって変る）領域では実質的にオーステナ
イト単相であるが、マルテンサイト変態開始点（Ｍｓ
点）が室温以上にあって、いわゆる「焼の入る」鋼であ
る。
この系の鋼は焼入れ状態あるいは焼入れ焼戻し状態では
硬くて加工性に乏しい。そのため、通常は焼なまし状態
で、曲げ、切削、切断などの加工が加えられ、所望の形
状が与えられた後に焼入れ焼戻し等の熱処理が施されて
高強度が賦与される。しかし、大きな部材は熱処理が困
難であり、また溶接に際して溶接割れを起し易く、溶接
後に溶接部に焼戻し熱処理を施さねばならぬなどの欠点
がある。
硬くて加工性に乏しい。そのため、通常は焼なまし状態
で、曲げ、切削、切断などの加工が加えられ、所望の形
状が与えられた後に焼入れ焼戻し等の熱処理が施されて
高強度が賦与される。しかし、大きな部材は熱処理が困
難であり、また溶接に際して溶接割れを起し易く、溶接
後に溶接部に焼戻し熱処理を施さねばならぬなどの欠点
がある。
マルテンサイト系ステンレス鋼を構造部材として使用す
ることを考慮する場合、上記の欠点を補う手段として、
Ｃを低く抑えた組成で、焼入れ状態でマッシブ・マルテ
ンサイト相を呈する鋼が考えられる。例えば、特公昭51
-35447号に示される鋼はこの１例である。この公報の特
許請求の範囲内の鋼の１例が「日新製鋼技報」（昭和50
年12月発行No.33）に紹介されており、その組成はＣ：
0.032%，Si:0.75%,Mn:0.14%,Ni:4.01%,Cr:12.4%,Ti:0.3
1%であり、この材料は約108kgf/mm2の引張り強さ、約6%
の伸びを有し、しかも溶接軟化が小さいことが示されて
いる。溶接軟化が小さいこと、引張り強さが高いことは
溶接構造材として好ましいが、伸び率が小さいので、例
えば、軽度の加工でも割れが発生し易く構造用加工材と
しては不満足なものである。
ることを考慮する場合、上記の欠点を補う手段として、
Ｃを低く抑えた組成で、焼入れ状態でマッシブ・マルテ
ンサイト相を呈する鋼が考えられる。例えば、特公昭51
-35447号に示される鋼はこの１例である。この公報の特
許請求の範囲内の鋼の１例が「日新製鋼技報」（昭和50
年12月発行No.33）に紹介されており、その組成はＣ：
0.032%，Si:0.75%,Mn:0.14%,Ni:4.01%,Cr:12.4%,Ti:0.3
1%であり、この材料は約108kgf/mm2の引張り強さ、約6%
の伸びを有し、しかも溶接軟化が小さいことが示されて
いる。溶接軟化が小さいこと、引張り強さが高いことは
溶接構造材として好ましいが、伸び率が小さいので、例
えば、軽度の加工でも割れが発生し易く構造用加工材と
しては不満足なものである。
加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼は、SUS301、
201、304、202などの準安定オーステナイト相を有する
ステンレス鋼で、冷間加工を施して強化するものであ
る。この強化法による機械的性質はJIS G 4307に規定さ
れている。例えば、SUS301の1/2Hでは、耐力77kgf/mm2
以上、引張り強さ105kgf/mm2、伸び10%以上と規定され
ており、引張り強さ、伸びともに大きい値を示してい
る。しかしこの系の材料は溶接などの入熱があると、そ
の溶接部は軟化するという欠点がある。また場合によっ
ては溶接熱影響部にＣｒ炭化物の析出によるＣｒ欠乏層
が生じ、粒界応力腐食割れが発生することがある。
201、304、202などの準安定オーステナイト相を有する
ステンレス鋼で、冷間加工を施して強化するものであ
る。この強化法による機械的性質はJIS G 4307に規定さ
れている。例えば、SUS301の1/2Hでは、耐力77kgf/mm2
以上、引張り強さ105kgf/mm2、伸び10%以上と規定され
ており、引張り強さ、伸びともに大きい値を示してい
る。しかしこの系の材料は溶接などの入熱があると、そ
の溶接部は軟化するという欠点がある。また場合によっ
ては溶接熱影響部にＣｒ炭化物の析出によるＣｒ欠乏層
が生じ、粒界応力腐食割れが発生することがある。
析出硬化型ステンレス鋼はマトリックスの組成によって
マルテンサイト系、フェライト系、オーステナイト系な
どに分類されるが、いずれも時効硬化に貢献するAl,Ti,
Nb,Cu,Mo,Vなどの１種または２種以上を含有し、過飽和
状態の固溶体を時効処理することにより、金属間化合物
を析出させて強化するものである。これらの鋼はマトリ
ックスの違い、時効硬化に寄与する元素の含有量などに
よって、時効処理後の機械的性質は異なるが、140〜190
kgf/mm2の引張り強さ、２〜５％の伸びを有する。
マルテンサイト系、フェライト系、オーステナイト系な
どに分類されるが、いずれも時効硬化に貢献するAl,Ti,
Nb,Cu,Mo,Vなどの１種または２種以上を含有し、過飽和
状態の固溶体を時効処理することにより、金属間化合物
を析出させて強化するものである。これらの鋼はマトリ
ックスの違い、時効硬化に寄与する元素の含有量などに
よって、時効処理後の機械的性質は異なるが、140〜190
kgf/mm2の引張り強さ、２〜５％の伸びを有する。
これらの鋼を構造用部材として使用することを考慮する
場合、時効処理前に加工や溶接を施すのが一般的である
が、大きな構造物では時効処理を施すのが困難である。
場合、時効処理前に加工や溶接を施すのが一般的である
が、大きな構造物では時効処理を施すのが困難である。
以上に述べたように、高強度ステンレス鋼として従来か
ら知られている鋼は、いずれも、強度、加工性、溶接軟
化抵抗のすべてを兼ね備えていない。
ら知られている鋼は、いずれも、強度、加工性、溶接軟
化抵抗のすべてを兼ね備えていない。
＜問題解決の手段＞ 本発明はそのような欠点のない新規な高強度ステンレス
鋼材を提供するものである。本発明においては、特定の
組成範囲内でさらに組成を特定の条件に調整されたマル
テンサイト組織の鋼材を特定の条件下で加熱して逆変態
オーステナイト相を形成し、この逆変態オーステナイト
相を安定化して室温に持ち来たらすことによって上記目
的は達成される。
鋼材を提供するものである。本発明においては、特定の
組成範囲内でさらに組成を特定の条件に調整されたマル
テンサイト組織の鋼材を特定の条件下で加熱して逆変態
オーステナイト相を形成し、この逆変態オーステナイト
相を安定化して室温に持ち来たらすことによって上記目
的は達成される。
＜発明の構成＞ 本発明は Ｃ： ０．１０％以下 Ｓｉ： ４．５％以下 Ｍｎ： ５．０％以下 Ｐ： ０．０６０％以下 Ｓ： ０．０３０％以下 Ｃｒ： １０．０〜１７．０％ Ｎｉ： ３．０〜８．０％ Ｎ： ０．１０％以下 を含み 残部不可避的不純物とＦｅからなり、 Nieq＝Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si+20(C+N) で定義されるニッケル当量Nieqの値が１３．０〜１７．
５の範囲内にある鋼の熱延材、冷延材、焼鈍材のいずれ
かを５５０〜６７５℃の温度範囲内で１〜３０時間の範
囲内で熱処理を施すことからなるマルテンサイト単相、
またはマルテンサイト相と微細なオーステナイト相の複
相組織よりなり、加工性に優れた溶接軟化のない高強度
ステンレス鋼材の製造方法を提供する。
５の範囲内にある鋼の熱延材、冷延材、焼鈍材のいずれ
かを５５０〜６７５℃の温度範囲内で１〜３０時間の範
囲内で熱処理を施すことからなるマルテンサイト単相、
またはマルテンサイト相と微細なオーステナイト相の複
相組織よりなり、加工性に優れた溶接軟化のない高強度
ステンレス鋼材の製造方法を提供する。
本発明はまた、前記の組成に加えて、合計で４％以下の
Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種以上、および／または合計
で１％以下のＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｂの１種以
上を含有する鋼を素材とする同様の鋼材の製造方法が提
供される。その場合Nieqの定義は成分に応じて修正され
る。Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種以上を含む場合は、 Nieq＝Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si+20(C+N)+Cu+Mo+W+0.2Co となり、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｂの１種以上を
含有する場合は、 Nieq＝Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si となり、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏの１種以上、およびＴ
ｉ、Ｎｂ，Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂの１種以上を含有する場
合は Nieq＝Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si+Cu+Mo+W+0.2Co となる。
Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種以上、および／または合計
で１％以下のＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｂの１種以
上を含有する鋼を素材とする同様の鋼材の製造方法が提
供される。その場合Nieqの定義は成分に応じて修正され
る。Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種以上を含む場合は、 Nieq＝Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si+20(C+N)+Cu+Mo+W+0.2Co となり、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｂの１種以上を
含有する場合は、 Nieq＝Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si となり、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏの１種以上、およびＴ
ｉ、Ｎｂ，Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂの１種以上を含有する場
合は Nieq＝Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si+Cu+Mo+W+0.2Co となる。
本発明の鋼材の鋼は、その組成を上記の範囲内とし、か
つ、上記のように定義するNieqが上記のような数値にな
るように組成を調整することにより、熱延のままの状
態、冷延のままの状態、焼鈍状態のいずれにおいても実
質的にマルテンサイト相よりなる組織を呈する。
つ、上記のように定義するNieqが上記のような数値にな
るように組成を調整することにより、熱延のままの状
態、冷延のままの状態、焼鈍状態のいずれにおいても実
質的にマルテンサイト相よりなる組織を呈する。
本発明方法は熱延のままの材料も、冷延のままの材料
も、冷延後に焼鈍した材料も、５５０℃〜６７５℃で１
〜３０時間の熱処理によって、オーステナイト逆変態を
起し、これを安定化できるという新規な知見に基づいて
いる。目下のところそのような変態の機構、理由につい
てはよく分らないが、この変化が再現性を以って生起す
ることは確認されている。そして、このような処理によ
ってマルテンサイト組織のステンレス鋼を改質するとい
う試みは為されたことがない。
も、冷延後に焼鈍した材料も、５５０℃〜６７５℃で１
〜３０時間の熱処理によって、オーステナイト逆変態を
起し、これを安定化できるという新規な知見に基づいて
いる。目下のところそのような変態の機構、理由につい
てはよく分らないが、この変化が再現性を以って生起す
ることは確認されている。そして、このような処理によ
ってマルテンサイト組織のステンレス鋼を改質するとい
う試みは為されたことがない。
本発明の鋼材は100kgf/mm2程度の強度レベルを有し、約
20％の伸びを示し、かつ溶接軟化がない。
20％の伸びを示し、かつ溶接軟化がない。
本発明方法の素材鋼における組成限定の理由は次の通り
である。
である。
Ｃ：Ｃはオーステナイト形成元素であり、高温でのオー
ステナイト相形成に有効であり、熱処理後の逆変態オー
ステナイト相およびマルテンサイト相の強化に有効であ
るが、多すぎると伸び率を低下させ、また、溶接部の耐
食性を劣化させるので、０．１０％を限度とする。
ステナイト相形成に有効であり、熱処理後の逆変態オー
ステナイト相およびマルテンサイト相の強化に有効であ
るが、多すぎると伸び率を低下させ、また、溶接部の耐
食性を劣化させるので、０．１０％を限度とする。
Ｎ：ＮはＣと同様にオーステナイト形成元素であり、高
温でのオーステナイト相形成に有効であり、熱処理後の
逆変態オーステナイト相の強度を上げ、強化に有効であ
るが、多すぎると伸び率を低下させるので０．１％を上
限とする。
温でのオーステナイト相形成に有効であり、熱処理後の
逆変態オーステナイト相の強度を上げ、強化に有効であ
るが、多すぎると伸び率を低下させるので０．１％を上
限とする。
Ｓｉ：Ｓｉは熱処理後の逆変態オーステナイト相の強化
に有効であり、かつ、熱処理時の温度の許容範囲を広く
するので有効な元素であるが、多すぎりると、凝固時や
溶接時の凝固割れを促進するので４．５％を上限とす
る。
に有効であり、かつ、熱処理時の温度の許容範囲を広く
するので有効な元素であるが、多すぎりると、凝固時や
溶接時の凝固割れを促進するので４．５％を上限とす
る。
Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、Ｍｓ点の
調整に必要な元素であるが、多すぎると製鋼時に弊害と
なるので、５％を上限とする。
調整に必要な元素であるが、多すぎると製鋼時に弊害と
なるので、５％を上限とする。
Ｃｒ；Ｃｒは耐食性を賦与する基本的成分であり、１０
％未満ではその効果がなく一方１７％を越えると、高温
でオーステナイト単相とするのにオーステナイト形成元
素を多量に必要とし、その結果、常温に持ち来たらせら
れる時、所望の組織が得られないので１７％を上限とす
る。
％未満ではその効果がなく一方１７％を越えると、高温
でオーステナイト単相とするのにオーステナイト形成元
素を多量に必要とし、その結果、常温に持ち来たらせら
れる時、所望の組織が得られないので１７％を上限とす
る。
Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイト形成元素であり、高温での
オーステナイト単相化およびＭｓ点の調整に必要な元素
である。他の元素の含有量によって必要なＮｉの含有量
は異なってくる。高温でのオーステナイト単相化とＭｓ
点調整のためには少なくとも約３％を必要とするが、他
の成分の量が低減しても、Ｎｉが約８％を越えると所望
の組織が得られなくなる。
オーステナイト単相化およびＭｓ点の調整に必要な元素
である。他の元素の含有量によって必要なＮｉの含有量
は異なってくる。高温でのオーステナイト単相化とＭｓ
点調整のためには少なくとも約３％を必要とするが、他
の成分の量が低減しても、Ｎｉが約８％を越えると所望
の組織が得られなくなる。
Ｐ：Ｐは溶製時に原料、副原料から混入してくる不可避
的不純物であるが、多く含まれると、鋼を脆くするの
で、０．０６％を上限とする。
的不純物であるが、多く含まれると、鋼を脆くするの
で、０．０６％を上限とする。
Ｓ：Ｓも溶製時に原料、副原料から混入してくる不可避
的不純物であるが、多く含まれると、鋼を脆くするの
で、０．０３％を上限とする。
的不純物であるが、多く含まれると、鋼を脆くするの
で、０．０３％を上限とする。
Ｃｕ：Ｃｕは元来耐食性を向上させるのに有効な元素で
あるが、本願発明においてはＭｓ点を低下させるのに有
効である。約４％を越えると、熱間加工性を著しく害す
るので４％を上限とする。
あるが、本願発明においてはＭｓ点を低下させるのに有
効である。約４％を越えると、熱間加工性を著しく害す
るので４％を上限とする。
Ｍｏ：Ｍｏも耐食性を向上させ、逆変態オーステナイト
の強度を上昇させ、Ｍｓ点を低下させるのに有効である
が、高価な材料であり多すぎると鋼材の価格を上昇させ
るので４％に限定される。
の強度を上昇させ、Ｍｓ点を低下させるのに有効である
が、高価な材料であり多すぎると鋼材の価格を上昇させ
るので４％に限定される。
Ｗ：Ｗは耐食性、強度を向上させるのに有効な元素であ
り、Ｍｓ点を低下させるのに有効であるが、多すぎると
材料の価格を上昇させるので４％に限定される。
り、Ｍｓ点を低下させるのに有効であるが、多すぎると
材料の価格を上昇させるので４％に限定される。
Ｃｏ：Ｃｏは高温域でのオーステナイト化作用が大き
く、Ｍｓ点を低下させる（オーステナイト化作用が大き
い割にＭｓ点を過度には低下させない）。Ｃｒ含有量の
大きい系の組成調整に非常に有効な元素であるが、多す
ぎると、鋼の価格を上昇させるので４％に限定される。
く、Ｍｓ点を低下させる（オーステナイト化作用が大き
い割にＭｓ点を過度には低下させない）。Ｃｒ含有量の
大きい系の組成調整に非常に有効な元素であるが、多す
ぎると、鋼の価格を上昇させるので４％に限定される。
以上の４元素は共通して耐食性を向上させながら、マル
テンサイト形成能力を他の成分との関係において調整す
るのに有効である。この意味において均等物である。
テンサイト形成能力を他の成分との関係において調整す
るのに有効である。この意味において均等物である。
Ｔｉ：Ｔｉは炭化物形成元素であり、溶接時のＣｒ炭化
物の析出によるＣｒ欠乏層発生の抑制や逆変態オーステ
ナイト相の結晶粒成長の抑制に有効な元素であるが、多
すぎると表面疵の原因となったり、溶接時にスカム形成
の原因となるので１％を上限とする。
物の析出によるＣｒ欠乏層発生の抑制や逆変態オーステ
ナイト相の結晶粒成長の抑制に有効な元素であるが、多
すぎると表面疵の原因となったり、溶接時にスカム形成
の原因となるので１％を上限とする。
Ｎｂ：Ｎｂは溶接時のＣｒ炭化物の析出によるＣｒ欠乏
層の発生の抑制や逆変態オーステナイト相の結晶粒成長
の抑制に有効な元素であるが、多すぎると鋳造時や溶接
時の凝固割れを促進するばかりでなく、材料の延性をも
害するので１％を上限とする。
層の発生の抑制や逆変態オーステナイト相の結晶粒成長
の抑制に有効な元素であるが、多すぎると鋳造時や溶接
時の凝固割れを促進するばかりでなく、材料の延性をも
害するので１％を上限とする。
Ｖ：Ｖは溶接時のＣｒ炭化物析出によるＣｒ欠乏層の抑
制や逆変態オーステナイト相の結晶粒成長の抑制に有効
であるが、多すぎると材料の延性を害するので１％を上
限とする。
制や逆変態オーステナイト相の結晶粒成長の抑制に有効
であるが、多すぎると材料の延性を害するので１％を上
限とする。
Ｚｒ：Ｚｒは溶接時のＣｒ炭化物の析出によるＣｒ欠乏
層の発生の抑制や逆変態オーステナイト相の結晶粒成長
の抑制に有効な元素であるが、多すぎると、鋳造時や溶
接時に酸化物系の非金属介在物を形成し、鋼の延性や表
面性状を害するので１％を上限とする。
層の発生の抑制や逆変態オーステナイト相の結晶粒成長
の抑制に有効な元素であるが、多すぎると、鋳造時や溶
接時に酸化物系の非金属介在物を形成し、鋼の延性や表
面性状を害するので１％を上限とする。
Ａｌ：Ａｌは鋼中のＮを固定し、逆変態オーステナイト
相の結晶粒成長を抑制する効果が著しいが、多すぎると
溶接時の湯流れが悪くなり、溶接作業が困難となるので
１％を上限とする。
相の結晶粒成長を抑制する効果が著しいが、多すぎると
溶接時の湯流れが悪くなり、溶接作業が困難となるので
１％を上限とする。
Ｂ：Ｂは逆変態オーステナイト相の結晶の抑制や熱間加
工性の改善に有効であるが、多すぎると鋼の延性を害す
るので１％を上限とする。
工性の改善に有効であるが、多すぎると鋼の延性を害す
るので１％を上限とする。
以上の６元素は、炭化物窒化物の形成元素であって、い
ずれも逆変態オーステナイトの結晶粒の成長を抑制し、
その効果が著しい。その意味で均等物である。
ずれも逆変態オーステナイトの結晶粒の成長を抑制し、
その効果が著しい。その意味で均等物である。
ニッケル当量値（Nieq）限定の理由は次の通りである。
本発明方法の素材鋼において、マルテンサイト変態終了
温度は室温（150〜-10℃）近くでなければならない。本
発明方法の素材鋼は熱間圧延時、焼鈍時あるいは溶接時
にさらされるような高温領域では、オーステナイト単相
であるが、この状態から、室温に持ち来たらされた時に
は実質的にマルテンサイト組織でなければならない。
「実質的に」とは、少量（大略２５％）のオーステナイ
トが存在していてもよいことを意味する。そのような残
留オーステナイトの量を余り厳密に考慮する必要はな
い。
本発明方法の素材鋼において、マルテンサイト変態終了
温度は室温（150〜-10℃）近くでなければならない。本
発明方法の素材鋼は熱間圧延時、焼鈍時あるいは溶接時
にさらされるような高温領域では、オーステナイト単相
であるが、この状態から、室温に持ち来たらされた時に
は実質的にマルテンサイト組織でなければならない。
「実質的に」とは、少量（大略２５％）のオーステナイ
トが存在していてもよいことを意味する。そのような残
留オーステナイトの量を余り厳密に考慮する必要はな
い。
本発明の素材鋼において、種々の元素が合金化されてい
るが、本発明者らは、その組成が先に示した成分表と定
義されたニッケル当量（Nieq）の限定に従う限り、室温
で実質的にマルテンサイト組織であり、冒頭に記した本
発明の目的を達成できることを発見した。
るが、本発明者らは、その組成が先に示した成分表と定
義されたニッケル当量（Nieq）の限定に従う限り、室温
で実質的にマルテンサイト組織であり、冒頭に記した本
発明の目的を達成できることを発見した。
即ち、前掲の組成範囲内にあっても、それぞれ定義した
ニッケル当量値が１３未満の鋼はＭｓ点が高過ぎて、本
発明で規定する熱処理を施しても所望の高い伸びを達成
できない。また、この値が１７．５より大きい鋼は溶接
のような熱履歴を受けると溶接部が軟化し、目的とする
高強度部材が得られないNieqの式について今さら解説す
る必要もないが、各成分元素のオーステナイト相からマ
ルテンサイト相の変態に対する寄与度を考慮してＮｉの
オーステナイト形成能を基準として係数を定めてＮｉ量
に換算したものである。Ｔｉ以下の６元素は、上記の性
質に関して中立的であり、かつＣ，Ｎのオーステナイト
形成能を打ち消すので、これらを含む組成では、これら
の元素およびＣ、Ｎは考慮に入れない。
ニッケル当量値が１３未満の鋼はＭｓ点が高過ぎて、本
発明で規定する熱処理を施しても所望の高い伸びを達成
できない。また、この値が１７．５より大きい鋼は溶接
のような熱履歴を受けると溶接部が軟化し、目的とする
高強度部材が得られないNieqの式について今さら解説す
る必要もないが、各成分元素のオーステナイト相からマ
ルテンサイト相の変態に対する寄与度を考慮してＮｉの
オーステナイト形成能を基準として係数を定めてＮｉ量
に換算したものである。Ｔｉ以下の６元素は、上記の性
質に関して中立的であり、かつＣ，Ｎのオーステナイト
形成能を打ち消すので、これらを含む組成では、これら
の元素およびＣ、Ｎは考慮に入れない。
本発明方法における熱処理条件の限定の理由は次の通り
である。
である。
焼鈍状態でマルテンサイト（マッシブ・マルテンサイ
ト）組織である鋼は100kgf/mm2程度の引張り強さを有す
るが、伸び率は高々６％前後で、満足な加工性を有する
とは言い難い。550〜675℃の温度範囲で１〜30時間保持
してマルテンサイトの一部をオーステナイト相に逆変態
させる。この逆変態オーステナイトは組織的に多少とも
安定で、その後の冷却によって必ずしも全量がマルテン
サイトに戻らず、オーステナイトのまま留まることもあ
る。いずれにしても、この熱処理で強度（耐力）を著し
く低下させることなく、大きな延性がもたらされる。55
0℃以下ではこの延性をもたたらす効果が少なく、675℃
より高い温度では耐力が低下するとともに延性も低下す
る。
ト）組織である鋼は100kgf/mm2程度の引張り強さを有す
るが、伸び率は高々６％前後で、満足な加工性を有する
とは言い難い。550〜675℃の温度範囲で１〜30時間保持
してマルテンサイトの一部をオーステナイト相に逆変態
させる。この逆変態オーステナイトは組織的に多少とも
安定で、その後の冷却によって必ずしも全量がマルテン
サイトに戻らず、オーステナイトのまま留まることもあ
る。いずれにしても、この熱処理で強度（耐力）を著し
く低下させることなく、大きな延性がもたらされる。55
0℃以下ではこの延性をもたたらす効果が少なく、675℃
より高い温度では耐力が低下するとともに延性も低下す
る。
時間は被処理材の大きさなどに従って適宜に選択される
が、30時間を越えると経済的に熱処理に要する経費が高
くなるからである。
が、30時間を越えると経済的に熱処理に要する経費が高
くなるからである。
以下、図面を参照して実施例によって本発明を具体的に
例示する。
例示する。
第１図に示すように、試料鋼は３０kg真空高周波炉で常
法により溶製し、底面100mm角、上面120mm角、高さ290m
mの鋳塊とし、1250℃で鍛造して厚さ35mm、幅155mmの板
にした後、切削して30mmx150mmの板とし、1250℃で均熱
処理し、厚さ6mmまで熱間圧延し、その１部は熱延材
（ａ）として試験に供した。他の部分は1030℃で10分間
焼鈍し、酸洗後、冷間圧延して１部は厚さ１mmの板とし
83％圧下の冷延材（ｂ）として試験に供し、他は厚さ２
mmの板とし、さらに中間焼鈍酸洗を挟んでさらに冷間圧
延して厚さ１mmの板とし50％圧下の冷延材（ｃ）として
試験に供し、残りはさらに1030℃、1.5分の焼鈍を施
し、酸洗して焼鈍材（ｄ）として試験に供した。
法により溶製し、底面100mm角、上面120mm角、高さ290m
mの鋳塊とし、1250℃で鍛造して厚さ35mm、幅155mmの板
にした後、切削して30mmx150mmの板とし、1250℃で均熱
処理し、厚さ6mmまで熱間圧延し、その１部は熱延材
（ａ）として試験に供した。他の部分は1030℃で10分間
焼鈍し、酸洗後、冷間圧延して１部は厚さ１mmの板とし
83％圧下の冷延材（ｂ）として試験に供し、他は厚さ２
mmの板とし、さらに中間焼鈍酸洗を挟んでさらに冷間圧
延して厚さ１mmの板とし50％圧下の冷延材（ｃ）として
試験に供し、残りはさらに1030℃、1.5分の焼鈍を施
し、酸洗して焼鈍材（ｄ）として試験に供した。
本発明試料および比較試料の組成は第１表に示してあ
る。試料No.１〜32は本発明方法の素材鋼である。No.Ａ
〜Ｆは比較例の素材鋼で、その組成は規定され組成範囲
内にあるが、ニッケル当量値がＡ〜Ｄでは１３未満であ
り、Ｅ〜Ｆでは１７．５を越える。
る。試料No.１〜32は本発明方法の素材鋼である。No.Ａ
〜Ｆは比較例の素材鋼で、その組成は規定され組成範囲
内にあるが、ニッケル当量値がＡ〜Ｄでは１３未満であ
り、Ｅ〜Ｆでは１７．５を越える。
機械的性質の試験はJISZ2201に規定されている５号およ
び13B号試片によって行った。
び13B号試片によって行った。
マルテンサイト量は試料振動型磁力計によって測定し
た。
た。
試片の機械的性質およびマルテンサイト量は第２表にま
とめて示してある。第２表において従来法と称するの
は、本発明による熱処理を施さないものである。
とめて示してある。第２表において従来法と称するの
は、本発明による熱処理を施さないものである。
第２表によれば、本発明による熱処理を施さない焼鈍状
態で実質的にマッシブ・マルテンサイト組織を有する鋼
は耐力で７３〜１２６kgf/mm2、引張り強さで９４〜１
３５kgf/mm2の高強度レベルを有するが、伸び率は高々
７．０％で、２０％冷延鋼板である試料Ｅ、Ｆのそれに
比して著しく低い。本発明の熱処理を施した試料でも、
比較素材鋼は伸びは若干向上するものの、高々8.5％で
ある。本発明方法の使用は若干耐力が低下するものもあ
るが、概して耐力を維持しながら著しい伸びの上昇をも
たらしている。
態で実質的にマッシブ・マルテンサイト組織を有する鋼
は耐力で７３〜１２６kgf/mm2、引張り強さで９４〜１
３５kgf/mm2の高強度レベルを有するが、伸び率は高々
７．０％で、２０％冷延鋼板である試料Ｅ、Ｆのそれに
比して著しく低い。本発明の熱処理を施した試料でも、
比較素材鋼は伸びは若干向上するものの、高々8.5％で
ある。本発明方法の使用は若干耐力が低下するものもあ
るが、概して耐力を維持しながら著しい伸びの上昇をも
たらしている。
焼鈍材（ｄ）を条件を変えて熱処理した場合の機械的性
質とマルテンサイト量を第３表に示す。第３表における
比較例とは熱処理温度が本発明方法の上限値を越えてい
るものである。第３表によれば、熱処理の上限温度が６
７５℃付近に臨界があることがわかる。
質とマルテンサイト量を第３表に示す。第３表における
比較例とは熱処理温度が本発明方法の上限値を越えてい
るものである。第３表によれば、熱処理の上限温度が６
７５℃付近に臨界があることがわかる。
溶接軟化試験は厚さ１mmの板上にTIG溶接で、電流50
Ａ、速度400mm/minでビードを置いて行った。結果は第
２図に示す。図はビードの中心からの硬度分布を示す。
本発明試料（１９、２５）は600℃で20時間熱処理した
ものであり、比較試料は（Ｅ、Ｆ）は20％冷延材であ
る。図に見られるように本発明試料は明らかに溶接部の
軟化がな い。
Ａ、速度400mm/minでビードを置いて行った。結果は第
２図に示す。図はビードの中心からの硬度分布を示す。
本発明試料（１９、２５）は600℃で20時間熱処理した
ものであり、比較試料は（Ｅ、Ｆ）は20％冷延材であ
る。図に見られるように本発明試料は明らかに溶接部の
軟化がな い。
第１図は本発明における試料の作製法を示す系統図であ
る。 第２図は本発明試料および比較試料の溶接部の軟化を示
すグラフである。
る。 第２図は本発明試料および比較試料の溶接部の軟化を示
すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】Ｃ： ０．１０％以下 Ｓｉ： ４．５％以下 Ｍｎ： ５．０％以下 Ｐ： ０．０６０％以下 Ｓ： ０．０３０％以下 Ｃｒ： １０．０〜１７．０％ Ｎｉ： ３．０〜８．０％ Ｎ： ０．１０％以下 を含み 残部不可避的不純物とＦｅからなり、 Nieq＝Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si+20(C+N) で定義されるNieqの値が１３．０〜１７．５の範囲内に
ある鋼の熱延材、冷延材、焼鈍材のいずれかを５５０〜
６７５℃の温度範囲内で１〜３０時間の範囲内で熱処理
を施すことからなるマルテンサイト単相、またはマルテ
ンサイト相と微細なオーステナイト相の複相組織よりな
る、加工性に優れた溶接軟化のない高強度ステンレス鋼
材の製造方法。 - 【請求項２】Ｃ： ０．１０％以下 Ｓｉ： ４．５％以下 Ｍｎ： ５．０％以下 Ｐ： ０．０６０％以下 Ｓ： ０．０３０％以下 Ｃｒ： １０．０〜１７．０％ Ｎｉ： ３．０〜８．０％ Ｎ： ０．１０％以下 Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種以上：合計で４％以下を含
み 残部不可避的不純物とＦｅからなり、 Nieq＝Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si+20(C+N)+Cu+Mo+W+0.2Co で定義されるNieqの値が１３．０〜１７．５の範囲内に
ある鋼の熱延材、冷延材、焼鈍材のいずれかを５５０〜
６７５℃の温度範囲内で１〜３０時間の範囲内で熱処理
を施すことからなるマルテンサイト単相、またはマルテ
ンサイト相と微細なオーステナイト相の複相組織よりな
る、加工性に優れた溶接軟化のない高強度ステンレス鋼
材の製造方法。 - 【請求項３】Ｃ： ０．１０％以下 Ｓｉ： ４．５％以下 Ｍｎ： ５．０％以下 Ｐ： ０．０６０％以下 Ｓ： ０．０３０％以下 Ｃｒ： １０．０〜１７．０％ Ｎｉ： ３．０〜８．０％ Ｎ： ０．１０％以下 Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｂの１種以上合計で： １％以下 を含み 残部不可避的不純物とＦｅからなり、 Nieq＝Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si で定義されるNieqの値が１３．０〜１７．５の範囲内に
ある鋼の熱延材、冷延材、焼鈍材のいずれかを５５０〜
６７５℃の温度範囲内で１〜３０時間の範囲内で熱処理
を施すことからなるマルテンサイト単相、またはマルテ
ンサイト相と微細なオーステナイト相の複相組織よりな
り、加工性に優れた溶接軟化のない高強度ステンレス鋼
材の製造方法。 - 【請求項４】Ｃ： ０．１０％以下 Ｓｉ： ４．５％以下 Ｍｎ： ５．０％以下 Ｐ： ０．０６０％以下 Ｓ： ０．０３０％以下 Ｃｒ： １０．０〜１７．０％ Ｎｉ： ３．０〜８．０％ Ｎ： ０．１０％以下 Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種以上：合計で４％以下Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｂの１種以上合計で： １％以下 を含み 残部不可避的不純物とＦｅからなり、 Nieq＝Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si+Cu+Mo+W+0.2Co で定義されるNieqの値が１３．０〜１７．５の範囲内に
ある鋼の熱延材、冷延材、焼鈍材のいずれかを５５０〜
６７５℃の温度範囲内で１〜３０時間の範囲内で熱処理
を施すことからなるマルテンサイト単相、またはマルテ
ンサイト相と微細なオーステナイト相の複相組織よりな
り、加工性に優れた溶接軟化のない高強度ステンレス鋼
材の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60-186605 | 1985-08-27 | ||
| JP18660585 | 1985-08-27 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62124218A JPS62124218A (ja) | 1987-06-05 |
| JPH0647694B2 true JPH0647694B2 (ja) | 1994-06-22 |
Family
ID=16191490
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61192107A Expired - Lifetime JPH0647694B2 (ja) | 1985-08-27 | 1986-08-19 | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 |
Country Status (11)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4878955A (ja) |
| JP (1) | JPH0647694B2 (ja) |
| KR (1) | KR900006605B1 (ja) |
| AT (1) | AT394056B (ja) |
| BR (1) | BR8604065A (ja) |
| DE (1) | DE3628862A1 (ja) |
| ES (1) | ES2001400A6 (ja) |
| FR (1) | FR2586708B1 (ja) |
| GB (1) | GB2179675B (ja) |
| NL (1) | NL193218C (ja) |
| SE (1) | SE469430B (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108368573A (zh) * | 2015-09-29 | 2018-08-03 | 日新制钢株式会社 | 疲劳特性优异的高强度不锈钢板及其制造方法 |
Families Citing this family (40)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2541822B2 (ja) * | 1987-07-02 | 1996-10-09 | 日新製鋼株式会社 | 溶接強度および靭性に優れた析出硬化型ステンレス鋼 |
| JPH0814004B2 (ja) * | 1987-12-28 | 1996-02-14 | 日新製鋼株式会社 | 耐食性に優れた高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法 |
| US5049210A (en) * | 1989-02-18 | 1991-09-17 | Nippon Steel Corporation | Oil Country Tubular Goods or a line pipe formed of a high-strength martensitic stainless steel |
| JPH02225647A (ja) * | 1989-02-27 | 1990-09-07 | Nisshin Steel Co Ltd | 高強度高延性ステンレス鋼材およびその製造方法 |
| NO177190C (no) * | 1989-12-11 | 1995-08-02 | Kawasaki Steel Co | Martensittisk rustfritt stål og fremstilling og anvendelse av dette |
| JP3032273B2 (ja) * | 1990-10-16 | 2000-04-10 | 日新製鋼株式会社 | 高強度スチールベルトの製造方法 |
| JPH04154921A (ja) * | 1990-10-16 | 1992-05-27 | Nisshin Steel Co Ltd | 形状の優れた高強度ステンレス鋼帯の製造方法 |
| JP2678263B2 (ja) * | 1990-11-28 | 1997-11-17 | 株式会社日立製作所 | 高強度高耐食性マルテンサイト系，ステンレス鋼の製造方法及びその用途 |
| JP2500162B2 (ja) * | 1991-11-11 | 1996-05-29 | 住友金属工業株式会社 | 耐食性に優れた高強度二相ステンレス鋼 |
| CA2139522C (en) * | 1994-01-11 | 2008-03-18 | Michael F. Mcguire | Continuous method for producing final gauge stainless steel product |
| JP3444008B2 (ja) * | 1995-03-10 | 2003-09-08 | 住友金属工業株式会社 | 耐炭酸ガス腐食性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れたマルテンサイトステンレス鋼 |
| DE19612818C2 (de) * | 1996-03-30 | 1998-04-09 | Schloemann Siemag Ag | Verfahren zur Kühlung walzwarmer Stahlprofile |
| US6207103B1 (en) * | 1997-08-01 | 2001-03-27 | Kawasaki Steel Corporation | Fe-Cr-Si steel sheets having excellent corrosion resistance and method for manufacturing the same |
| TW454040B (en) | 1997-12-19 | 2001-09-11 | Exxon Production Research Co | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness |
| US6254698B1 (en) | 1997-12-19 | 2001-07-03 | Exxonmobile Upstream Research Company | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof |
| JP4252145B2 (ja) * | 1999-02-18 | 2009-04-08 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度・高靭性ステンレス鋼 |
| DE10022463B4 (de) * | 1999-05-12 | 2005-07-14 | Trw Inc., Lyndhurst | Verfahren zur Herstellung eines Behälters einer Aufblasvorrichtung einer Fahrzeuginsassenschutzvorrichtung |
| JP2001131713A (ja) * | 1999-11-05 | 2001-05-15 | Nisshin Steel Co Ltd | Ｔｉ含有超高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼材および製造法 |
| JP4518645B2 (ja) * | 2000-01-21 | 2010-08-04 | 日新製鋼株式会社 | 高強度高靱性マルテンサイト系ステンレス鋼板並びに冷延耳切れ抑止方法および鋼板製造法 |
| JP3491030B2 (ja) * | 2000-10-18 | 2004-01-26 | 住友金属工業株式会社 | ディスクブレ−キロ−タ−用ステンレス鋼 |
| GB2368849B (en) * | 2000-11-14 | 2005-01-05 | Res Inst Ind Science & Tech | Martensitic stainless steel having high mechanical strength and corrosion resistance |
| US6793744B1 (en) | 2000-11-15 | 2004-09-21 | Research Institute Of Industrial Science & Technology | Martenstic stainless steel having high mechanical strength and corrosion |
| JP4144283B2 (ja) * | 2001-10-18 | 2008-09-03 | 住友金属工業株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| US6852175B2 (en) * | 2001-11-27 | 2005-02-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | High strength marine structures |
| US6843237B2 (en) | 2001-11-27 | 2005-01-18 | Exxonmobil Upstream Research Company | CNG fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles |
| US7217905B2 (en) * | 2003-10-29 | 2007-05-15 | Delphi Technologies, Inc. | Weld filler metal that reduces residual stress and distortion |
| JP4400423B2 (ja) * | 2004-01-30 | 2010-01-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼管 |
| US7513960B2 (en) | 2005-03-10 | 2009-04-07 | Hitachi Metals, Ltd. | Stainless steel having a high hardness and excellent mirror-finished surface property, and method of producing the same |
| DE102005030413C5 (de) * | 2005-06-28 | 2009-12-10 | Technische Universität Bergakademie Freiberg | Hochfester austenitisch-martensitischer Leichtbaustahl und seine Verwendung |
| BRPI0809092A2 (pt) * | 2007-03-23 | 2014-09-09 | Nkt Flexibles Is | Métodos de prover uma tira de aço inoxidável duplex para uma camada de blindagem de um tubo flexível e de prover um tubo flexível e aparelho para soldar peças de aço inoxidável duplex entre si. |
| EP2265739B1 (en) | 2008-04-11 | 2019-06-12 | Questek Innovations LLC | Martensitic stainless steel strengthened by copper-nucleated nitride precipitates |
| DE102010025287A1 (de) * | 2010-06-28 | 2012-01-26 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Chrom-Nickel-Stahl |
| CN102877000A (zh) * | 2012-09-27 | 2013-01-16 | 无锡宏昌五金制造有限公司 | 一种不锈钢合金材料 |
| CN103866198B (zh) * | 2012-12-17 | 2015-10-14 | 中国科学院金属研究所 | 一种外科手术用沉淀硬化马氏体不锈钢及其热处理工艺 |
| DE102012112703A1 (de) * | 2012-12-20 | 2014-06-26 | Max-Planck-Institut Für Eisenforschung GmbH | kaltformbare, schweißgeeignete Konstruktionsstähle |
| JP6626436B2 (ja) * | 2013-10-02 | 2019-12-25 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | 先進的高強度金属合金の生産のための再結晶、微細化、及び強化機構 |
| FI127450B (en) * | 2016-06-30 | 2018-06-15 | Outokumpu Oy | Martensitic stainless steel and process for its manufacture |
| US10633726B2 (en) * | 2017-08-16 | 2020-04-28 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army | Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels |
| CN109423573B (zh) * | 2017-08-31 | 2021-06-15 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种耐高温氧腐蚀不锈钢、套管及其制造方法 |
| CN113046642B (zh) * | 2021-03-11 | 2023-07-21 | 哈尔滨工程大学 | 一种低成本高强度高耐腐蚀性不锈钢及其制备方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3378367A (en) * | 1959-06-24 | 1968-04-16 | Bofors Ab | Weldable, corrosion-resisting steel |
| JPS5135447A (ja) * | 1974-09-17 | 1976-03-25 | Tetsuji Izumi | |
| JPS5716154A (en) * | 1980-06-30 | 1982-01-27 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | High strength martensite-containing stainless steel having excellent pitting resistance |
| JPS6092455A (ja) * | 1983-10-26 | 1985-05-24 | Hitachi Ltd | 水車用鋳鋼 |
Family Cites Families (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2999039A (en) * | 1959-09-14 | 1961-09-05 | Allegheny Ludlum Steel | Martensitic steel |
| US3253908A (en) * | 1959-11-20 | 1966-05-31 | Armco Steel Corp | Stainless steel and method |
| SE300117B (ja) * | 1963-01-05 | 1968-04-08 | Bofors Ab | |
| GB1214293A (en) * | 1966-11-14 | 1970-12-02 | Hadfields Ltd | Martensitic stainless steels |
| SE330616B (ja) * | 1967-06-08 | 1970-11-23 | Uddeholms Ab | |
| US3622307A (en) * | 1968-05-15 | 1971-11-23 | Armco Steel Corp | Precipitation-hardenable chromium-nickel stainless steel |
| JPS495090B1 (ja) * | 1968-06-10 | 1974-02-05 | ||
| US3574601A (en) * | 1968-11-27 | 1971-04-13 | Carpenter Technology Corp | Corrosion resistant alloy |
| GB1236698A (en) * | 1969-06-12 | 1971-06-23 | Uddeholms Ab | Stainless martensitic steels |
| DE2817179A1 (de) * | 1978-04-20 | 1979-10-31 | Schmidt & Clemens | Chrom-nickel-stahl |
| JPS6053737B2 (ja) * | 1978-10-20 | 1985-11-27 | 株式会社日立製作所 | 水車ランナ用ステンレス鋳鋼 |
| JPS5935412B2 (ja) * | 1980-03-19 | 1984-08-28 | 日新製鋼株式会社 | 析出硬化型ばね用ステンレス鋼素材の製法 |
| JPS56139662A (en) * | 1980-04-03 | 1981-10-31 | Nisshin Steel Co Ltd | Metallic conveyor belt and its manufacture |
| IE49200B1 (en) * | 1981-03-19 | 1985-08-21 | John Edward Noel Shaughnessy | Wall ties and methods of manufacturing wall ties |
| US4544420A (en) * | 1983-03-01 | 1985-10-01 | Electralloy Corporation | Wrought alloy body and method |
-
1986
- 1986-08-18 NL NL8602089A patent/NL193218C/nl not_active IP Right Cessation
- 1986-08-19 JP JP61192107A patent/JPH0647694B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1986-08-22 SE SE8603560A patent/SE469430B/sv not_active IP Right Cessation
- 1986-08-25 AT AT0229286A patent/AT394056B/de not_active IP Right Cessation
- 1986-08-25 FR FR8612022A patent/FR2586708B1/fr not_active Expired - Fee Related
- 1986-08-26 ES ES8601373A patent/ES2001400A6/es not_active Expired
- 1986-08-26 DE DE19863628862 patent/DE3628862A1/de active Granted
- 1986-08-26 BR BR8604065A patent/BR8604065A/pt not_active IP Right Cessation
- 1986-08-27 KR KR1019860007110A patent/KR900006605B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1986-08-27 GB GB8620720A patent/GB2179675B/en not_active Expired
-
1988
- 1988-06-23 US US07/210,399 patent/US4878955A/en not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3378367A (en) * | 1959-06-24 | 1968-04-16 | Bofors Ab | Weldable, corrosion-resisting steel |
| JPS5135447A (ja) * | 1974-09-17 | 1976-03-25 | Tetsuji Izumi | |
| JPS5716154A (en) * | 1980-06-30 | 1982-01-27 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | High strength martensite-containing stainless steel having excellent pitting resistance |
| JPS6092455A (ja) * | 1983-10-26 | 1985-05-24 | Hitachi Ltd | 水車用鋳鋼 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108368573A (zh) * | 2015-09-29 | 2018-08-03 | 日新制钢株式会社 | 疲劳特性优异的高强度不锈钢板及其制造方法 |
| CN108368573B (zh) * | 2015-09-29 | 2020-12-29 | 日铁不锈钢株式会社 | 疲劳特性优异的高强度不锈钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62124218A (ja) | 1987-06-05 |
| SE8603560L (sv) | 1987-02-28 |
| NL193218B (nl) | 1998-11-02 |
| BR8604065A (pt) | 1987-11-17 |
| KR870002282A (ko) | 1987-03-30 |
| FR2586708B1 (fr) | 1993-06-18 |
| DE3628862A1 (de) | 1987-03-12 |
| KR900006605B1 (ko) | 1990-09-13 |
| NL8602089A (nl) | 1987-03-16 |
| GB8620720D0 (en) | 1986-10-08 |
| SE8603560D0 (sv) | 1986-08-22 |
| ATA229286A (de) | 1991-07-15 |
| US4878955A (en) | 1989-11-07 |
| NL193218C (nl) | 1999-03-03 |
| ES2001400A6 (es) | 1988-05-16 |
| AT394056B (de) | 1992-01-27 |
| SE469430B (sv) | 1993-07-05 |
| DE3628862C2 (ja) | 1989-11-30 |
| FR2586708A1 (fr) | 1987-03-06 |
| GB2179675B (en) | 1989-11-15 |
| GB2179675A (en) | 1987-03-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0647694B2 (ja) | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JP4362318B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| KR20040075981A (ko) | 가공성이 우수한 Ｃｒ 함유 내열 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP3864536B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 | |
| JP2002129281A (ja) | 溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP4210010B2 (ja) | 高靱性高張力鋼の製造方法 | |
| EP0322463A1 (en) | Heat treatment hardenable hot rolled steel sheet having excellent cold workability and process for its production | |
| JP2826819B2 (ja) | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JPH06287635A (ja) | 延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JP2001192761A (ja) | 母材ならびに溶接継手のクリープ強度と靭性に優れたフェライト系耐熱鋼板およびその製造方法 | |
| JP3422864B2 (ja) | 加工性の優れたステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JPS63213619A (ja) | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JPH0830253B2 (ja) | 加工性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JPH05195054A (ja) | 加工性に優れた構造用高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JPH0617519B2 (ja) | 加工性の良好なフエライト系ステンレス鋼の鋼板または鋼帯の製造法 | |
| JPH08296000A (ja) | 加工性および耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JPH07216451A (ja) | 溶接軟化抵抗の高い高強度高延性ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JPH07110971B2 (ja) | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JP2002339037A (ja) | 低温継手靱性と耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼とその製造方法 | |
| JPH06240406A (ja) | 高強度高靭性鋼板 | |
| JP3243987B2 (ja) | 高強度高耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JPH07268561A (ja) | 熱間加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼 | |
| JP2743765B2 (ja) | 圧力容器用Ｃｒ−Ｍｏ鋼板及びその製造法 | |
| JP3298718B2 (ja) | 極厚調質型高強度鋼板の製造方法 | |
| WO2019039339A1 (ja) | Ｎｉ含有鋼板の製造方法 |